引言

航空發(fā)動(dòng)機(jī)性能的提高與新型高溫鈦合金和先進(jìn)結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)的協(xié)同應(yīng)用密不可分。我國(guó)從20 世紀(jì)90年代加快了新型高溫鈦合金材料的研究進(jìn)程，開(kāi)展了550 ℃高溫鈦合金、600 ℃高溫鈦合金、阻燃鈦合金以及Ti-Al 系金屬間化合物合金等新材料的研制。在高溫鈦合金方面，國(guó)內(nèi)自主研發(fā)的第一代含稀土Nd 的550 ℃高溫鈦合金（ TA12） 和600 ℃高溫鈦合金（ Ti60） 具有優(yōu)異的熱強(qiáng)性能，但由于焊接技術(shù)方面的研究?jī)?chǔ)備不足，以及稀土相易在焊縫區(qū)域晶界處偏聚易造成接頭脆性斷裂等問(wèn)題沒(méi)有得到有效解決，未在航空發(fā)動(dòng)機(jī)上獲得實(shí)際應(yīng)用?；陔娮訚舛壤碚?，在適當(dāng)利用α2相強(qiáng)化和硅化物析出相強(qiáng)化的同時(shí)，以Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si 合金系為基礎(chǔ)加入Nb、Ta 元素，進(jìn)一步提高多元素復(fù)合固溶強(qiáng)化的效果，研發(fā)了第二代具有良好熱強(qiáng)性能、良好鍛造加工和焊接性能的550 ℃高溫鈦合金（ TA32） 和600 ℃ 高溫鈦合金（ TA29、TA33 ） 。TA29 和TA33 鈦合金在成分上差異較小，而性能水平存在的差異主要取決于工藝控制因素。在第二代600 ℃高溫鈦合金的基礎(chǔ)上，通過(guò)添加W 元素、提高Ta 元素含量，進(jìn)一步開(kāi)發(fā)了650 ℃ 高溫鈦合金（ Ti65） ，使得固溶強(qiáng)化型高溫鈦合金的長(zhǎng)時(shí)使用溫度有望突破傳統(tǒng)的600 ℃“熱障”溫度。在阻燃鈦合金研究方面，研發(fā)了2 個(gè)耐溫級(jí)別的Ti-V-Cr 系阻燃鈦合金，分別是500 ℃ 長(zhǎng)期使用的TB12 阻燃鈦合金（ Ti40） 和550 ℃長(zhǎng)期使用的TF550 阻燃鈦合金。對(duì)TB12 和TF550 鈦合金的阻燃性能及綜合力學(xué)性能的研究表明，這兩個(gè)合金具有相近的阻燃性能，V 元素含量差異主要影響材料的熱強(qiáng)性能。在Ti-Al 系金屬間化合物合金研究方面，全面開(kāi)展了（ α2 +O + B2） 三相Ti3Al 合金、O 相為基的Ti2AlNb 合金以及γ-TiAl 合金的研究，Ti-Al 系金屬間化合物合金長(zhǎng)時(shí)使用溫度達(dá)到650 ～ 800 ℃。

當(dāng)前，我國(guó)新型600 ℃高溫鈦合金、阻燃鈦合金和Ti-Al 系金屬間化合物合金等材料基本完成實(shí)驗(yàn)室階段的探索研究，逐步進(jìn)入工程化研究與應(yīng)用階段。鈦合金熱加工設(shè)備的升級(jí)換代，大型裝備的應(yīng)用，海綿鈦、中間合金質(zhì)量的提高，均有力促進(jìn)了新材料開(kāi)發(fā)及制造技術(shù)研究。因此，重點(diǎn)介紹近十年來(lái)我國(guó)航空發(fā)動(dòng)機(jī)用600 ℃高溫鈦合金、阻燃鈦合金以及Ti-Al 系金屬間化合物合金在鑄錠、鍛件及典型零件等制造技術(shù)研究方面取得的最新進(jìn)展，并對(duì)進(jìn)一步的研究方向提出建議。

1、高溫鈦合金制造技術(shù)研究

1.1 新型高合金化合金鑄錠制備

真空自耗熔煉工藝是鈦合金鑄錠制備普遍采用的工藝，其主要工序包括電極塊制備、焊接和真空自耗2 ～ 4 次熔煉。除了真空自耗電弧熔煉爐，先進(jìn)配套設(shè)備的應(yīng)用在鈦合金優(yōu)質(zhì)鑄錠制備中也起到了關(guān)鍵作用，如自動(dòng)稱重和混布料系統(tǒng)、真空等離子焊箱等。新型600 ℃ 高溫鈦合金、阻燃鈦合金和Ti3Al 合金都已實(shí)現(xiàn)3 t 級(jí)工業(yè)鑄錠的制備，突破了高合金化鑄錠成分均勻性控制的關(guān)鍵技術(shù)。

高合金化是新型高溫鈦合金和Ti-Al 系金屬間化合物合金的顯著特點(diǎn)，幾種典型高溫鈦合金的名義成分如表1 所示。從表1 可見(jiàn)，TA29、TA33 鈦合金的合金化元素總量分別接近17% 和16%，TD3、Ti2AlNb 合金的合金化元素總量分別接近43% 和54%，且合金化元素熔點(diǎn)、密度差異均較大，因此這些新材料鑄錠制備難度顯著高于普通的TC4、TC11 等鈦合金。高熔點(diǎn)元素（ 如Ta、Nb、Mo 等） 一般以Al-X、Ti-X 或Al-X-Y 三元中間合金的形式加入。對(duì)于高溫鈦合金，其原料中海綿鈦占比超過(guò)80%，海綿鈦能夠很好地將中間合金粘結(jié)，電極塊強(qiáng)度基本有所保障。但對(duì)于Ti3Al 合金，其原料中海綿鈦占比不到60%，Ti2AlNb 合金原料中海綿鈦占比更低，電極塊強(qiáng)度控制問(wèn)題非常突出，工藝不恰當(dāng)就會(huì)造成電極塊開(kāi)裂，或電極塊強(qiáng)度偏低，在搬運(yùn)、焊接和熔煉時(shí)發(fā)生掉塊，影響鑄錠成分控制。

目前的解決方法主要是優(yōu)選中間合金和優(yōu)化混布料工藝。圖1 為北京航空材料研究院采用真空自耗熔煉工藝制備的TD3 鈦合金3 t 鑄錠（圖片600 mm） 照片及鑄錠頭、中、尾外圓周取樣的成分分析結(jié)果，可見(jiàn)合金元素Al、Nb、Mo 分布均比較均勻。

圖1 TD3 鈦合金鑄錠( 600 mm) 照片及化學(xué)成分

Fig. 1 Photo of 600 mm TD3 titanium alloy ingot( a)and chemical composition( b)

與上述高溫鈦合金不同，Ti-V-Cr 系阻燃鈦合金不含Al 元素，且合金元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過(guò)40%，同樣存在原料中海綿鈦占比少的問(wèn)題，V、Cr 元素的加入方式非常關(guān)鍵。在認(rèn)識(shí)阻燃合金化原理的基礎(chǔ)上，通過(guò)在合金元素加入方式以及電極結(jié)構(gòu)上的創(chuàng)新，實(shí)現(xiàn)了TB12 和TF550 鈦合金3 t 級(jí)工業(yè)鑄錠（ 圖片620 mm） 的制備，從根本上解決了Ti-V-Cr 系阻燃鈦合金工業(yè)鑄錠V、Cr 元素偏析問(wèn)題，對(duì)鍛件質(zhì)量提升起到了至關(guān)重要的作用。

1.2 低工藝塑性合金的擠壓開(kāi)坯

擠壓變形是在三向壓應(yīng)力作用下完成的，裂紋不易形成和擴(kuò)展，非常適合低工藝塑性合金鑄錠的開(kāi)坯和棒材制造。長(zhǎng)期以來(lái)，我國(guó)鈦合金擠壓技術(shù)主要應(yīng)用于管材和筒體結(jié)構(gòu)件的制備，近些年也開(kāi)展了鈦合金型材的擠壓制備，但擠壓技術(shù)沒(méi)有在鈦合金工業(yè)級(jí)鑄錠開(kāi)坯中應(yīng)用。造成這種局面有2 方面的原因： 一方面，國(guó)內(nèi)鈦合金加工企業(yè)缺乏大型的擠壓設(shè)備； 另一方面，普通高溫鈦合金、高強(qiáng)鈦合金通過(guò)液壓機(jī)、快鍛機(jī)進(jìn)行鑄錠開(kāi)坯、棒材鍛造能夠滿足研制與批量生產(chǎn)的需求。然而，新型高溫鈦合金及Ti-Al 系金屬間化合物合金都一定程度上存在鑄造組織狀態(tài)下工藝塑性低的問(wèn)題，其中，對(duì)擠壓開(kāi)坯技術(shù)依賴性較強(qiáng)的2 類材料分別是阻燃鈦合金和變形TiAl 合金，而擠壓技術(shù)的應(yīng)用則為這2 類合金棒材的制備提供了一條重要的工藝途徑，尤其是大型擠壓設(shè)備的建造，可以解決阻燃鈦合金工業(yè)鑄錠開(kāi)坯的難題。

 Ti-V-Cr 系阻燃鈦合金的顯著特點(diǎn)是鑄造組織狀態(tài)下工藝塑性非常低，基本不能實(shí)現(xiàn)無(wú)約束條件下自由鍛造。2009—2010 年，北京航空材料研究院與北方重工合作，在360MN 擠壓機(jī)上實(shí)現(xiàn)了TB12 和TF550 鈦合金多個(gè)3 t 級(jí)鑄錠的包套擠壓開(kāi)坯。圖2為圖片620 mm TB12 鈦合金鑄錠經(jīng)包套擠壓開(kāi)坯后獲得的帶包套的擠壓棒材（ 擠壓比約為4） 。擠壓開(kāi)坯不僅解決了阻燃鈦合金工業(yè)鑄錠拔長(zhǎng)變形的難題，同時(shí)也提高了阻燃鈦合金的工藝塑性。圖3 為T(mén)F550 鈦合金鑄態(tài)和擠壓態(tài)2 種初始組織狀態(tài)的熱加工圖。從圖3 可以看出，無(wú)論是鑄態(tài)組織還是擠壓態(tài)組織，熱加工圖中呈現(xiàn)的失穩(wěn)區(qū)域均分布于高應(yīng)變速率區(qū)域，并且明顯分為2 個(gè)部分。結(jié)合顯微組織和碳化物形態(tài)分析，可以判定1 050 ℃以上的變形失穩(wěn)主要緣于碳化物溶解帶來(lái)的脆性，而1 050 ℃以下的變形失穩(wěn)主要緣于局部塑性流動(dòng)引起的劇烈剪切變形所導(dǎo)致的開(kāi)裂。與鑄態(tài)組織相比，擠壓態(tài)組織的局部塑性流動(dòng)失穩(wěn)區(qū)域明顯縮小，關(guān)鍵熱加工區(qū)域窗口擴(kuò)大，有利于擠壓棒材的進(jìn)一步鍛造加工。實(shí)際鍛造中也發(fā)現(xiàn)經(jīng)過(guò)擠壓開(kāi)坯后，棒材的工藝塑性明顯改善，不用包套即可直接在快鍛機(jī)上完成鐓粗和拔長(zhǎng)變形。

圖2 TB12 阻燃鈦合金擠壓棒材照片

Fig. 2 Photo of extruded TB12 fireproof titanium alloy bar

圖3 TF550 阻燃鈦合金的熱加工圖( ε = 0. 4)

Fig. 3 Processing maps of TF550 fireproof titanium alloy( ε = 0. 4) : ( a) as-cast; ( b) as-extruded

變形TiAl 合金800 ℃拉伸強(qiáng)度可達(dá)600 MPa 以上，比強(qiáng)度顯著高于鎳基高溫合金。作為壓氣機(jī)葉片應(yīng)用能夠極大地降低盤(pán)和軸的負(fù)荷，這對(duì)發(fā)動(dòng)機(jī)設(shè)計(jì)有極大的吸引力。然而，鍛造TiAl 合金的研究一直受困于材料自身非常低的工藝塑性，技術(shù)難度大，研究進(jìn)展緩慢。北京航空材料研究院采用包套擠壓工藝和復(fù)合隔熱技術(shù)，實(shí)現(xiàn)了圖片220 mm TiAl 合金鑄錠的開(kāi)坯，以及矩形截面和圓形截面棒材的二次擠壓。同時(shí)，嘗試開(kāi)展了TiAl 合金單次大擠壓比棒材制備工藝的研究，制備出60 mm × 2 500 mmTiAl 合金擠壓棒材，擠壓比達(dá)到10 以上，擠壓棒材的組織得到充分細(xì)化，如圖4 所示。

圖4 TiAl 合金鑄錠和擠壓棒材的顯微組織

Fig. 4 Microstructures of TiAl alloy ingot and extruded bar: ( a) as-cast; ( b) as-extruded

1.3 整體葉盤(pán)鍛件研制與組織性能控制

輕量化、整體化是航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件的重要發(fā)展方向，先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)動(dòng)部件普遍采用了整體葉盤(pán)結(jié)構(gòu)。TC4、TC17、Ti6242 和600 ℃ 高溫鈦合金的整體葉盤(pán)研制與應(yīng)用研究均取得了快速發(fā)展。高溫鈦合金整體葉盤(pán)鍛件大多采用熱模鍛或者近等溫模鍛成形，由于鍛件的對(duì)稱性比較好，若單純從鍛件成形角度考慮，完整充型難度不大，但是考慮到整體葉盤(pán)服役條件下對(duì)不同部位溫度和載荷要求的差異，對(duì)于均質(zhì)整體葉盤(pán)，實(shí)現(xiàn)關(guān)鍵性能的合理匹配是最主要的技術(shù)難點(diǎn)，涉及到鍛件微觀組織類型選擇以及組織參數(shù)控制。600 ℃ 高溫鈦合金作為一種近α 型鈦合金，室溫拉伸塑性，特別是試樣熱暴露后的塑性（ 稱為熱穩(wěn)定性） 與高溫蠕變性能之間的矛盾一直是比較突出的問(wèn)題，單體盤(pán)和葉片可以通過(guò)采用不同的組織類型分別控制，例如葉片采用雙態(tài)組織以獲得良好的熱穩(wěn)定性能和高周疲勞性能；盤(pán)采用β 鍛的網(wǎng)籃組織以獲得高的蠕變性能和損傷容限性能。目前，600 ℃高溫鈦合金主要采用α + β兩相區(qū)近等溫模鍛工藝制造整體葉盤(pán)鍛件，通過(guò)固溶和時(shí)效處理控制等軸初生α 相的體積分?jǐn)?shù)在10%～ 30%之間，控制β 轉(zhuǎn)變組織中次生α 相的分布，以及更微觀尺度的α2相、硅化物相的析出和分布，實(shí)現(xiàn)整體葉盤(pán)鍛件熱穩(wěn)定性和蠕變性能的良好匹配。圖5 為T(mén)A29 鈦合金圖片660 mm 整體葉盤(pán)及徑向截面的低倍組織。從圖5 可見(jiàn)，低倍組織為均勻模糊晶形態(tài)，是α + β 兩相區(qū)鍛造均勻變形的典型形貌。

圖5 TA29 鈦合金整體葉盤(pán)鍛件徑向低倍組織和顯微組織

Fig. 5 Ｒadial section macrostructure( b) and microstructures( a，c) of TA29 titanium alloy blisk die forging

鈦合金盤(pán)和葉片一體化制造在組織性能控制上做了一種工藝上的妥協(xié)，為了能夠充分發(fā)揮高溫鈦合金各種微觀組織形態(tài)或合金最優(yōu)勢(shì)的性能，近些年嘗試開(kāi)展了雙合金整體葉盤(pán)以及雙性能整體葉盤(pán)的研制工作，主要包括： ①線性摩擦焊工藝，理論上可以實(shí)現(xiàn)雙合金或是同一合金雙組織整體葉盤(pán)的連接，國(guó)內(nèi)外的研究工作主要集中于線性摩擦焊工藝和接頭組織性能的研究； ②真空電子束焊接+ 近等溫鍛造+ 熱處理強(qiáng)化界面的復(fù)合工藝，西北工業(yè)大學(xué)采用這種工藝開(kāi)展了Ti3Al /TC4、Ti3Al /TC11、Ti2AlNb /TC11、Ti2AlNb /Ti60雙合金盤(pán)研制的基礎(chǔ)研究和組織性能評(píng)估； ③分區(qū)控溫鍛造和分區(qū)控溫?zé)崽幚砉に?，理論上能夠?qū)⒄w葉盤(pán)鍛件中葉片與盤(pán)體控制為不同的組織類型，以更好地滿足整體葉盤(pán)不同部位實(shí)際服役條件的要求。圖6為T(mén)A29 鈦合金圖片650 mm 整體葉盤(pán)鍛件經(jīng)分區(qū)控溫?zé)崽幚砗蟮膹较蚪孛娴捅督M織及典型區(qū)域的顯微組織。

圖6 TA29 鈦合金雙性能整體葉盤(pán)鍛件徑向截面低倍組織和顯微組織

Fig. 6 Ｒadial section macrostructure( a) and microstructures( b ～f) of TA29 titanium alloy dual-property blisk die forging

從圖6 可見(jiàn)，整體葉盤(pán)試驗(yàn)件盤(pán)體為β 熱處理組織，葉片部位為α + β 兩相區(qū)熱處理組織。此外，通過(guò)工藝控制，也可將整體葉盤(pán)的葉片和盤(pán)體分別制備成不同初生α 相含量的雙態(tài)組織。

1.4 整環(huán)和半環(huán)鍛件研制

以機(jī)匣、內(nèi)環(huán)、安裝邊等為代表的環(huán)形件結(jié)構(gòu)也是航空發(fā)動(dòng)機(jī)中比較重要的結(jié)構(gòu)形式，環(huán)鍛件通常采用軋制工藝制造，主要工序?yàn)榘舨呐髁乡叴?、沖孔、擴(kuò)孔和最終的軋制成形。通常，坯料沖孔后得到的環(huán)坯進(jìn)一步擴(kuò)孔和最終的軋制成形都是在擴(kuò)孔機(jī)上完成的。高溫鈦合金以及Ti3Al、Ti2AlNb 合金環(huán)鍛件制備都能夠采用這種工藝路線，在環(huán)鍛件制備的4 個(gè)工序過(guò)程中，坯料的加熱溫度、擴(kuò)孔和最終軋制成形的變形量控制決定了環(huán)鍛件的組織類型，通過(guò)固溶、時(shí)效處理可以進(jìn)一步調(diào)控環(huán)鍛件的微觀組織，獲得所需的力學(xué)性能。圖7 和表2 分別為T(mén)D3 鈦合金靜子內(nèi)環(huán)鍛件及其力學(xué)性能?？梢?jiàn)，TD3 鈦合金靜子內(nèi)環(huán)鍛件的室溫和650 ℃力學(xué)性能均比較好。

圖7 TD3 鈦合金靜子內(nèi)環(huán)鍛件照片

Fig. 7 Photo of TD3 titanium alloy stator ring forgings

相近變形條件下，TB12 和TF550 阻燃鈦合金的變形抗力顯著高于普通鈦合金，甚至也高于Ti-Al 系金屬間化合物合金，如表3 所示?？梢?jiàn)，阻燃鈦合金環(huán)鍛件制備難度非常大。在成形外徑為730 mm、高度為300 mm 的TB12 鈦合金大型機(jī)匣環(huán)鍛件時(shí)，遇到的最大問(wèn)題就是擴(kuò)孔機(jī)噸位不足，坯料沖孔后得到的環(huán)坯徑向截面厚度仍較大，不能在擴(kuò)孔機(jī)上直接進(jìn)行擴(kuò)孔，只能采用變形條件比較差的馬架擴(kuò)孔工藝將環(huán)坯的徑向截面尺寸先進(jìn)行減薄，然后再在擴(kuò)孔機(jī)上完成環(huán)鍛件的軋制成形，圖8a 為T(mén)B12鈦合金軋制成形的機(jī)匣環(huán)鍛件。

TB12 鈦合金環(huán)鍛件制備中，馬架擴(kuò)孔的變形火次、各火次的變形量分配、坯料的加熱溫度、后續(xù)在擴(kuò)孔機(jī)上成形軋制的變形量分配都是非常關(guān)鍵的工藝參數(shù)。TF550 鈦合金的變形抗力更大，工藝塑性比TB12 鈦合金略差，馬架擴(kuò)孔和軋環(huán)成形難度更大，制備機(jī)匣鍛件則采用了熱模鍛工藝，圖8b 為用TF550 鈦合金50 mm 厚板經(jīng)熱模鍛制成的半環(huán)機(jī)匣鍛件。表4 為T(mén)B12 鈦合金環(huán)鍛件及TF550 鈦合金半環(huán)模鍛件的力學(xué)性能。

從表4 可見(jiàn)，TF550 鈦合金鍛件的高溫持久和蠕變性能顯著優(yōu)于TB12 鈦合金。

圖8 阻燃鈦合金機(jī)匣鍛件照片

Fig. 8 Photos of fireproof titanium alloy compressor case forgings:( a) TB12 titanium alloy; ( b) TF550 titanium alloy

1. 5 典型零件加工技術(shù)

由于高溫鈦合金具有導(dǎo)熱差、硬度高、粘刀等特性，造成了這種材料車削、銑削和鉆削加工的難度比鋼要大很多，整體葉盤(pán)、機(jī)匣等零件的結(jié)構(gòu)復(fù)雜性與材料特性的耦合結(jié)果更增加了零件加工的難度。通過(guò)技術(shù)攻關(guān)，在阻燃鈦合金機(jī)匣、600 ℃ 高溫鈦合金整體葉盤(pán)、Ti3Al 合金靜子內(nèi)環(huán)及TiAl 合金葉片等零件的加工技術(shù)方面取得了重要進(jìn)展。

圖9 TB12 阻燃鈦合金機(jī)匣零件照片

Fig. 9 Photo of TB12 fireproof titanium alloy compressor case

以TB12 阻燃鈦合金機(jī)匣零件（ 圖9） 為例，該零件屬于薄壁類環(huán)形件，機(jī)匣外型面有帶孔的圓柱凸臺(tái)，為異形結(jié)構(gòu)，在粗車和粗銑時(shí)需要盡量多去余量，提高加工效率，同時(shí)還必須保證零件足夠的剛性； TB12鈦合金的機(jī)械加工性能較差，切削和銑削加工表面硬化現(xiàn)象比較嚴(yán)重，需要大的切削加工力，大切削力加工與剛性保證需求也是一對(duì)矛盾，在制定機(jī)匣零件加工工藝時(shí)這些方面都是重點(diǎn)考慮的。

2、未來(lái)需要重點(diǎn)關(guān)注的幾個(gè)問(wèn)題

2.1 含W元素的高溫鈦合金鑄錠制備

從合金化的角度，應(yīng)重視高熔點(diǎn)元素的加入方式和中間合金的質(zhì)量。新型高溫鈦合金及Ti-Al 系金屬間化合物合金的合金化程度較高，且含有Nb、Ta、W 等高熔點(diǎn)元素，高熔點(diǎn)夾雜是需要嚴(yán)格控制的冶金缺陷，尤其對(duì)于熔點(diǎn)超過(guò)3 400 ℃的W 元素，更應(yīng)引起重視。目前國(guó)內(nèi)針對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)長(zhǎng)期使用正在開(kāi)展研究的含W 高溫鈦合金主要有TC25G 和Ti65 鈦合金，同時(shí)針對(duì)航天產(chǎn)品高溫短時(shí)應(yīng)用的含W 鈦合金一些專利中也有所報(bào)道，解決好W 元素的添加問(wèn)題，對(duì)于進(jìn)一步提升高溫鈦合金的熱強(qiáng)性能，突破600 ℃“熱障”溫度具有重要意義。

2.2 高溫鈦合金鑄錠的純凈化制備制備

高純凈鈦合金鑄錠也是重要的發(fā)展方向。應(yīng)重視高溫鈦合金中Fe、O 等雜質(zhì)元素含量的控制問(wèn)題，尤其針對(duì)整體葉盤(pán)、離心葉輪等轉(zhuǎn)動(dòng)部件應(yīng)用的高溫鈦合金材料應(yīng)嚴(yán)格控制Fe元素含量。

2. 3 大規(guī)格棒材組織的精細(xì)化控制

新型高溫鈦合金典型件制備用棒材的技術(shù)要求與鍛件的技術(shù)要求基本相當(dāng)，以保證大規(guī)格棒材可以直接用于鍛件制坯，而不需要進(jìn)一步改鍛。目前對(duì)鈦合金棒材的組織控制主要是對(duì)組織類型提出要求，沒(méi)有細(xì)致到對(duì)宏觀和微觀織構(gòu)的控制，往往大規(guī)格棒材中α晶團(tuán)的明顯取向會(huì)遺傳到鍛件中。近α 型高溫鈦合金的保載疲勞敏感性與微織構(gòu)有較強(qiáng)的關(guān)聯(lián)，因此對(duì)于整體葉盤(pán)鍛件用高溫鈦合金大規(guī)格棒材在制備工藝控制上應(yīng)體現(xiàn)出對(duì)宏觀和微觀織構(gòu)的控制措施。

2.4 大規(guī)格棒材擠壓

隨著我國(guó)大型擠壓設(shè)備配套工裝的完善和應(yīng)用技術(shù)的提升，阻燃鈦合金工業(yè)鑄錠包套擠壓開(kāi)坯工藝仍有優(yōu)化的空間。前期研究工作中，為配合大規(guī)格擠壓筒所采用的厚壁包套結(jié)構(gòu)可以優(yōu)化成薄壁包套結(jié)構(gòu)，也可嘗試無(wú)包套擠壓開(kāi)坯技術(shù)，進(jìn)一步提高擠壓開(kāi)坯的工藝可控性，提高擠壓棒材質(zhì)量并降低擠壓成本。

2.5 低殘余應(yīng)力的大型鍛件制備技術(shù)

鍛件殘余應(yīng)力水平低，對(duì)保證大型復(fù)雜零件完整性加工和變形控制非常有意義，對(duì)轉(zhuǎn)動(dòng)件的長(zhǎng)壽命服役也很關(guān)鍵。在高溫鈦合金及Ti-Al 系金屬間化合物合金大型鍛件制備技術(shù)研究中，重點(diǎn)開(kāi)展了微觀組織與力學(xué)性能的關(guān)系以及工藝控制研究，而對(duì)鍛件的低殘余應(yīng)力制坯和成形技術(shù)也需要給予充分重視，逐步建立和完善鍛件殘余應(yīng)力監(jiān)控手段和技術(shù)。

2.6 雙性能和雙合金整體葉盤(pán)的過(guò)渡區(qū)控制

采用分區(qū)控溫?zé)崽幚砘蚍謪^(qū)控溫鍛造制備雙性能整體葉盤(pán)在工藝上是能夠?qū)崿F(xiàn)的，但具體到雙性能整體葉盤(pán)鍛件綜合性能的控制還有很多細(xì)節(jié)需要關(guān)注，例如2 種組織類型的選擇，過(guò)渡區(qū)設(shè)計(jì)在哪個(gè)部位，過(guò)渡區(qū)部位的精確按需控制，過(guò)渡區(qū)組織對(duì)性能的影響等。雙合金整體葉盤(pán)制造過(guò)程同樣也面臨上述問(wèn)題。

2.7 Ti-Al 系金屬間化合物合金鍛件強(qiáng)韌化

Ti-Al 系金屬間化合物合金復(fù)雜的相變過(guò)程為鍛件組織性能調(diào)控提供了空間，需加強(qiáng)Ti3Al、Ti2AlNb合金大型結(jié)構(gòu)件強(qiáng)韌化熱機(jī)械處理技術(shù)研究。

3、結(jié)語(yǔ)

近十年來(lái)，先進(jìn)高溫鈦合金和Ti-Al 系金屬間化合物合金材料與制備技術(shù)得到快速發(fā)展。突破了高合金化600 ℃高溫鈦合金、Ti-V-Cr 系阻燃鈦合金和Ti3Al 合金等3 t 級(jí)工業(yè)鑄錠的均勻化制備，阻燃鈦合金3 t 級(jí)鑄錠包套擠壓開(kāi)坯，TiAl 合金擠壓棒材制備，600 ℃高溫鈦合金整體葉盤(pán)、阻燃鈦合金機(jī)匣的鍛件制備及其零件加工等制造技術(shù)。這些關(guān)鍵技術(shù)的突破，標(biāo)志著我國(guó)航空發(fā)動(dòng)機(jī)用高溫鈦合金及Ti-Al 系金屬間化合物合金等關(guān)鍵材料已經(jīng)基本完成由實(shí)驗(yàn)室研究階段向工程化應(yīng)用研究階段的跨越。

未來(lái)針對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)典型應(yīng)用，需要進(jìn)一步大力開(kāi)展制造技術(shù)的創(chuàng)新優(yōu)化研究和工藝穩(wěn)定性控制技術(shù)研究，提升我國(guó)新型高溫鈦合金及Ti-Al 系金屬間化合物合金的應(yīng)用技術(shù)水平，滿足和推動(dòng)高性能航空發(fā)動(dòng)機(jī)技術(shù)發(fā)展。